JPS6318042A - 超塑性アルミニウム合金の製造方法 - Google Patents
超塑性アルミニウム合金の製造方法Info
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- JPS6318042A JPS6318042A JP61162993A JP16299386A JPS6318042A JP S6318042 A JPS6318042 A JP S6318042A JP 61162993 A JP61162993 A JP 61162993A JP 16299386 A JP16299386 A JP 16299386A JP S6318042 A JPS6318042 A JP S6318042A
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Links
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Landscapes
- Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は超塑性アルミニウム合金の製造方法に関し、さ
らに詳しくは、Al−7,n−Mg系の高強度超塑性ア
ルミニウム、合金の製造方法に関する。
らに詳しくは、Al−7,n−Mg系の高強度超塑性ア
ルミニウム、合金の製造方法に関する。
ここで超塑性とは、ある条件)において材料がくびれな
しに、数100〜1000%の巨人な伸びを生しろ現象
であり、恒温変態を利用した変態超塑性と微細結晶粒材
料で見られる微細結晶粒材料J/1(構造超塑性)とに
大別されろ。そして、微細結晶粒超塑性を起こさせるた
めには、その材料の結晶粒径を微細に制御するごとが必
要である。
しに、数100〜1000%の巨人な伸びを生しろ現象
であり、恒温変態を利用した変態超塑性と微細結晶粒材
料で見られる微細結晶粒材料J/1(構造超塑性)とに
大別されろ。そして、微細結晶粒超塑性を起こさせるた
めには、その材料の結晶粒径を微細に制御するごとが必
要である。
「従来技術」
一般に、A17.ローMg系アルミニウム合金は、鋳塊
を400〜550℃の温度において均質化処理を行い、
次いて、300〜550℃の温度て熱1!])n+ に
を行い、続いて冷間加14を行−1てから、450〜5
50℃の温度において溶体化処理、時効処理を行って所
望の材料を製造するのであるが、この通’7iiの処理
1.稈では結晶粒は40〜1100Jiと人きくな−・
てしよい、高温において変彩を行っても超塑性伸びは得
られない。
を400〜550℃の温度において均質化処理を行い、
次いて、300〜550℃の温度て熱1!])n+ に
を行い、続いて冷間加14を行−1てから、450〜5
50℃の温度において溶体化処理、時効処理を行って所
望の材料を製造するのであるが、この通’7iiの処理
1.稈では結晶粒は40〜1100Jiと人きくな−・
てしよい、高温において変彩を行っても超塑性伸びは得
られない。
この従来技術に対して、特開昭60−086248号公
報および特開昭60−086249号公報に記載の方法
を本発明者が開発し、Al−ZnMg系超塑性アルミニ
ウム合金を製造してきたか、未だ伸びが260〜530
%と小さく伸びの改善が要望されていた。
報および特開昭60−086249号公報に記載の方法
を本発明者が開発し、Al−ZnMg系超塑性アルミニ
ウム合金を製造してきたか、未だ伸びが260〜530
%と小さく伸びの改善が要望されていた。
[発明が解決しようとする問題点1
本発明は−1−記に説明したように、従来技術の問題点
および本発明者の開発技術におけろ要望に鑑み、研究の
結果、超塑性伸びが600%以上のAl−Zn−Mg系
アルミニウム合金の製造方法を開発したのである。
および本発明者の開発技術におけろ要望に鑑み、研究の
結果、超塑性伸びが600%以上のAl−Zn−Mg系
アルミニウム合金の製造方法を開発したのである。
1問題点を解決ずろための手段]
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法は、
(1) Zn 3〜8wt%、Mg 0.5〜3wt
%を含有し、さらに、 Cu3wt%以ド、Mn 0.05〜2.0wt%、C
r 0.05〜2.0wt%、7.r 0.05’−0
,5wt%、V 0.05〜0.5wt%、’I”i
0.15wt%以下の中から選んだ1種または2挿具1
〕 を含有し、残部Alおよび不純物からなるアルミー−ウ
lい合金鋳塊を、300〜550℃の温度において6〜
48時間の均質化熱処理後、300〜550℃の温度で
熱間加圧後、350〜550℃の温度において1段階あ
るいは2段階の加熱保持を行い、30℃/Ilr以上の
冷却速度て冷却してから、少なくと630%以−1□の
冷間加工を行った後、300〜400℃の温度において
20〜40%の熱間加工を行うごとを特徴とする超塑性
アルミニウム合金の製造方法を第1の発明とし、(2)
7.n 3〜8wt%、Mg 0.5〜3wt%を
含有し、さらに、 Cu3wt%以下、Mn 0.05〜2.0wt%、C
r 0.05〜2.0wt%、Zr 0.05〜0.5
wt%、V0 、5wt%、’I’i 0.l5wt%
以下の中から選んだ1種または2挿具1−を含有し 、残部Δlおよび不純物からなるアルミニラへ合金鋳塊
を、300〜550℃の温度において6〜48時間の均
質化熱処理後、300〜550℃の温度で熱間加1冒(
,350〜550℃−4=−4= の温度において1段階あるいは2段階の加熱保持を行い
、30℃/)(r以上の冷却速度で冷却してから、20
〜60%の冷間加工とこれに続く300℃以下の低温軟
化焼鈍とを1回以上行−・た後、300〜400℃の温
度において20〜40%の熱間加工を行うことを特徴と
する超塑性アルミニウム合金の製造方法を第2の発明と
する2つの発明よりなるものである。
%を含有し、さらに、 Cu3wt%以ド、Mn 0.05〜2.0wt%、C
r 0.05〜2.0wt%、7.r 0.05’−0
,5wt%、V 0.05〜0.5wt%、’I”i
0.15wt%以下の中から選んだ1種または2挿具1
〕 を含有し、残部Alおよび不純物からなるアルミー−ウ
lい合金鋳塊を、300〜550℃の温度において6〜
48時間の均質化熱処理後、300〜550℃の温度で
熱間加圧後、350〜550℃の温度において1段階あ
るいは2段階の加熱保持を行い、30℃/Ilr以上の
冷却速度て冷却してから、少なくと630%以−1□の
冷間加工を行った後、300〜400℃の温度において
20〜40%の熱間加工を行うごとを特徴とする超塑性
アルミニウム合金の製造方法を第1の発明とし、(2)
7.n 3〜8wt%、Mg 0.5〜3wt%を
含有し、さらに、 Cu3wt%以下、Mn 0.05〜2.0wt%、C
r 0.05〜2.0wt%、Zr 0.05〜0.5
wt%、V0 、5wt%、’I’i 0.l5wt%
以下の中から選んだ1種または2挿具1−を含有し 、残部Δlおよび不純物からなるアルミニラへ合金鋳塊
を、300〜550℃の温度において6〜48時間の均
質化熱処理後、300〜550℃の温度で熱間加1冒(
,350〜550℃−4=−4= の温度において1段階あるいは2段階の加熱保持を行い
、30℃/)(r以上の冷却速度で冷却してから、20
〜60%の冷間加工とこれに続く300℃以下の低温軟
化焼鈍とを1回以上行−・た後、300〜400℃の温
度において20〜40%の熱間加工を行うことを特徴と
する超塑性アルミニウム合金の製造方法を第2の発明と
する2つの発明よりなるものである。
本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法につい
て以下詳細に説明する。
て以下詳細に説明する。
先ケ、本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方法
(以下、単に本発明方法ということがある。)において
使用するアルミニウム合金の含有成分および含有割合に
ついて説明する。
(以下、単に本発明方法ということがある。)において
使用するアルミニウム合金の含有成分および含有割合に
ついて説明する。
Znは含有量が3wt%未満では充分な強度が得られず
、また、8wt%を越えて含有されろと延性、耐蝕性が
損なわれる。よって、7.n含有量は3〜8wt%とケ
る。
、また、8wt%を越えて含有されろと延性、耐蝕性が
損なわれる。よって、7.n含有量は3〜8wt%とケ
る。
Mgは含有量か0,5wt%未満ては充分な強度か得ら
れ4′、また、3wt%を越えて含有されると冷間加工
性が損なわれる。よって、Mg含有量は0.5〜3wt
%とする。
れ4′、また、3wt%を越えて含有されると冷間加工
性が損なわれる。よって、Mg含有量は0.5〜3wt
%とする。
Cuは含有量が3wt%を越えて含有されると延性、靭
性が損なわれる。よって、Cu含有量は3wt%以下と
する。
性が損なわれる。よって、Cu含有量は3wt%以下と
する。
Mn、 Cr、 Zr、■は含有量が0.05wt%未
満では充分な微細結晶粒が得られず、また、Mn5Cr
2、0wt%、Zr、Vが0.5wt%およびTi 0
.15wt%を越えて含有されると、鋳造時に充分固溶
されず、巨大金属間化合物が発生して充分な伸びが得ら
れない。よって、Mn含有量は0.05〜2.0wt%
、Cr含有量は0.05〜2.0wt%、Zr 0.0
5〜0.5wt%、■含有量は0.05〜0.5wt%
、Ti含有量は0.15wt%とする。
満では充分な微細結晶粒が得られず、また、Mn5Cr
2、0wt%、Zr、Vが0.5wt%およびTi 0
.15wt%を越えて含有されると、鋳造時に充分固溶
されず、巨大金属間化合物が発生して充分な伸びが得ら
れない。よって、Mn含有量は0.05〜2.0wt%
、Cr含有量は0.05〜2.0wt%、Zr 0.0
5〜0.5wt%、■含有量は0.05〜0.5wt%
、Ti含有量は0.15wt%とする。
なお、不純物として含有されることがあるFe。
Siは含有量が0.05wt%を越えて含有されると不
溶性の晶出物が発生して伸びの低下か著しくなる。
溶性の晶出物が発生して伸びの低下か著しくなる。
よって、不純物としてのFeおよびSlの含有量は0.
15wt%以下とする。
15wt%以下とする。
次ぎに、本発明に係る超塑性アルミニウム合金の製造方
法における熱処理法について説明する。
法における熱処理法について説明する。
上記に説明した含有成分および含有割合のアルミニウ1
1合金鋳塊を、その内部に不均質に分布している主要元
素の均質化および熱間加工性を向上させるため、300
〜550℃の温度において6〜48時間の均質化熱処理
を行い、続いて300〜550℃の温度で熱間加工を行
って所定の板厚にまで加工し、粗い鋳造組織は熱間ファ
イバー組織となると同時に組織内にZn、 Mg、 C
LI等の析出物およびMn5Cr、Zr、V等の遷移元
素の一部が部分析出し、さらに、熱間加工後30%以上
の冷間加工を行うことにより微細な結晶粒が得られ超塑
性伸びも大きくなる。
1合金鋳塊を、その内部に不均質に分布している主要元
素の均質化および熱間加工性を向上させるため、300
〜550℃の温度において6〜48時間の均質化熱処理
を行い、続いて300〜550℃の温度で熱間加工を行
って所定の板厚にまで加工し、粗い鋳造組織は熱間ファ
イバー組織となると同時に組織内にZn、 Mg、 C
LI等の析出物およびMn5Cr、Zr、V等の遷移元
素の一部が部分析出し、さらに、熱間加工後30%以上
の冷間加工を行うことにより微細な結晶粒が得られ超塑
性伸びも大きくなる。
この熱間加工後に350〜550℃の温度で0.5〜2
0時間の加熱保持を行ってから、少なくとも30℃/H
r以上、特に、100℃/Hr以上の冷却速度で冷却し
て固溶元素の強制固溶を図るのである。
0時間の加熱保持を行ってから、少なくとも30℃/H
r以上、特に、100℃/Hr以上の冷却速度で冷却し
て固溶元素の強制固溶を図るのである。
また、この熱処理を急速加熱、急速冷却が可能な連続焼
鈍炉により、400〜550℃の温度てlO秒〜IO分
間行ってもよく、この加熱保持によりZn、Mg5Cu
等は固溶され、一方、遷移元素のZr、CrSMn等は
Alと金属間化合物Z rA 13、Cr2Mg3Al
+s、M n A l a等が析出する。この−度加熱
後の冷却速度が100℃/ I−1r未満では微細粒が
得られず、伸びが出にくい。
鈍炉により、400〜550℃の温度てlO秒〜IO分
間行ってもよく、この加熱保持によりZn、Mg5Cu
等は固溶され、一方、遷移元素のZr、CrSMn等は
Alと金属間化合物Z rA 13、Cr2Mg3Al
+s、M n A l a等が析出する。この−度加熱
後の冷却速度が100℃/ I−1r未満では微細粒が
得られず、伸びが出にくい。
加熱保持を2段で行う場合、先ず、450〜550℃の
温度で0,5〜IO時間の第1回の加熱保持を行い、続
いて第2回の加熱保持温度まで冷却し、350〜450
℃の温度で05〜50時間の第2回の加熱保持を行い、
30℃/Hr以上の冷却速度で冷却する。この加熱保持
の温度が高い程時間は短時間でよい。
温度で0,5〜IO時間の第1回の加熱保持を行い、続
いて第2回の加熱保持温度まで冷却し、350〜450
℃の温度で05〜50時間の第2回の加熱保持を行い、
30℃/Hr以上の冷却速度で冷却する。この加熱保持
の温度が高い程時間は短時間でよい。
このような、2回の加熱保持において、第1回の加熱保
持により析出している溶質元素はその大部分が固溶され
、続く第2回の加熱保持により遷移元素のZr、Cr、
Mn等とAlとの金属間化合物ZrAl3、Cr2Mg
5Al+a等が析出する。
持により析出している溶質元素はその大部分が固溶され
、続く第2回の加熱保持により遷移元素のZr、Cr、
Mn等とAlとの金属間化合物ZrAl3、Cr2Mg
5Al+a等が析出する。
この2段階の加熱保持は、1回行った場合に比較して遷
移元素の析出形態が微細なことおよび若干のZn、Mg
、Cu等とAlとの高温時効析出物か生成されるため、
加熱保持後の冷却速度も30℃/Hrと遅くなってもよ
く、製造がより容易となり、かつ、冷間加工中に生成さ
れる転位の密度がより高くなり、さらに、微細な結晶粒
が生成され、超塑性伸びの大きい材料が得られる。
移元素の析出形態が微細なことおよび若干のZn、Mg
、Cu等とAlとの高温時効析出物か生成されるため、
加熱保持後の冷却速度も30℃/Hrと遅くなってもよ
く、製造がより容易となり、かつ、冷間加工中に生成さ
れる転位の密度がより高くなり、さらに、微細な結晶粒
が生成され、超塑性伸びの大きい材料が得られる。
この2段階の加熱保持の冷却速度は30℃/Hr未満で
は、微細結晶粒が得られにくくなる。
は、微細結晶粒が得られにくくなる。
このような加熱保持により、熱間ファイバー組織を形成
していた転位の下部組織は回復、再結晶により歪エネル
ギーが低減され、続く冷間加工で転位が導入され易くな
り、かつ、Zr、 Cr、 Mn等の析出粒子により、
次の冷間加工後の超塑性温度域における加熱によって材
料中に生成されろ微細粒組織が保持されて超塑性が得ら
れる。
していた転位の下部組織は回復、再結晶により歪エネル
ギーが低減され、続く冷間加工で転位が導入され易くな
り、かつ、Zr、 Cr、 Mn等の析出粒子により、
次の冷間加工後の超塑性温度域における加熱によって材
料中に生成されろ微細粒組織が保持されて超塑性が得ら
れる。
冷却後、少なくとも30%以上の冷間加工を行うのであ
るが、30%未満の加工率では充分微細な結晶粒は得ら
れない。
るが、30%未満の加工率では充分微細な結晶粒は得ら
れない。
また、20〜60%の冷間加工とこれに続く300℃以
下の低温軟化焼鈍とを1回以上行うこともでき、この低
温軟化焼鈍を導入するごとにより結晶粒はさらに微細化
される。
下の低温軟化焼鈍とを1回以上行うこともでき、この低
温軟化焼鈍を導入するごとにより結晶粒はさらに微細化
される。
ごのように、冷間加工された材料は高い歪みエネルギー
を有する転位のF部組縁が高密度に形成されている。
を有する転位のF部組縁が高密度に形成されている。
最終工程として300〜400℃の温度で20〜40%
の熱間側[を行うのであるが、300℃未満および40
0℃を越える温度におけろ加工並びに20%以下の加工
および40%越えろ加1−では、材料中に形成される微
細結晶核が好ましくなく、最終的な高い伸びは得られな
い。
の熱間側[を行うのであるが、300℃未満および40
0℃を越える温度におけろ加工並びに20%以下の加工
および40%越えろ加1−では、材料中に形成される微
細結晶核が好ましくなく、最終的な高い伸びは得られな
い。
この材料を通常の0 、5 ’I’m(T…は材料の融
点(絶対温度))以上の超塑性温度域(アルミニウム合
金ては400℃以−1−)に加熱ずろと、微細結晶核を
起点として新しい結晶粒が順次形成される。従−・て、
微細結晶核か高密度程、結晶粒が微細になり、超塑性伸
びが大きくなる9、そして、 ・度再結晶が完f電ろと
、結晶粒界のエネルギーを減少ずろために転位か移動し
て結晶核は粗大化する傾向があり、ごの粗大化した結晶
粒が超塑性変形を阻害ケることになる。
点(絶対温度))以上の超塑性温度域(アルミニウム合
金ては400℃以−1−)に加熱ずろと、微細結晶核を
起点として新しい結晶粒が順次形成される。従−・て、
微細結晶核か高密度程、結晶粒が微細になり、超塑性伸
びが大きくなる9、そして、 ・度再結晶が完f電ろと
、結晶粒界のエネルギーを減少ずろために転位か移動し
て結晶核は粗大化する傾向があり、ごの粗大化した結晶
粒が超塑性変形を阻害ケることになる。
よって、本発明方法においては、熱間圧延後の加熱保持
中に形成されたM n A l e、Cr3Mg5AL
s、ZrAl3等の析出物の寸法と分布とを制御するこ
とにより転位の移動を阻止し、微細粒組織を保持するも
のである。即ち、析出物の・]”法か小さセき゛たり、
粒子間隔が大きすぎると転位移動阻止効果が得られない
。
中に形成されたM n A l e、Cr3Mg5AL
s、ZrAl3等の析出物の寸法と分布とを制御するこ
とにより転位の移動を阻止し、微細粒組織を保持するも
のである。即ち、析出物の・]”法か小さセき゛たり、
粒子間隔が大きすぎると転位移動阻止効果が得られない
。
このようにして、本発明に係る超塑性アルミニウム合金
の製造方法により製造された微細粒超塑性材料は、適切
な温度(通常4008C以上)において、くびれ(局部
伸び)が発生することなく、600%以上の超塑性加圧
を行うことができろ。
の製造方法により製造された微細粒超塑性材料は、適切
な温度(通常4008C以上)において、くびれ(局部
伸び)が発生することなく、600%以上の超塑性加圧
を行うことができろ。
[実 施 例]
本発明に係る超塑性アルミニラ1、合金の製造方法につ
いて実施例を説明する。
いて実施例を説明する。
実施例
7、n5.5wt%、Mg 2.3wt%、Cu 1.
6wt%、7、r 0.12wt%、Ti 0.02w
t%、Il’e 0.04wt%、Si 0.06wt
%、A1残部の鋳塊を、通常のDC鋳造法により製造し
、4808Cの温度で12時間の均質化熱処理を行った
後、430〜330℃の温度で熱間圧延を行い、6.3
〜12.5mm厚の板を作成した。
6wt%、7、r 0.12wt%、Ti 0.02w
t%、Il’e 0.04wt%、Si 0.06wt
%、A1残部の鋳塊を、通常のDC鋳造法により製造し
、4808Cの温度で12時間の均質化熱処理を行った
後、430〜330℃の温度で熱間圧延を行い、6.3
〜12.5mm厚の板を作成した。
次いて、第1表に示す製造工程で2 、5 mm厚の板
とし、515℃の温度で歪速度I X l 03/se
cで変形した。
とし、515℃の温度で歪速度I X l 03/se
cで変形した。
超塑性伸びについて第1表に示す。
この第1表より本発明方法は比較例に比べて、1.5倍
ないし2倍の超塑性伸びを示していることがわかる。
ないし2倍の超塑性伸びを示していることがわかる。
[発明の効果]
以上説明したように、本発明に係る超塑性アルミニウム
合金の製造方法は上記の構成を有しているから、微細粒
組織が得られ、適切な温度においてくびれが発生するこ
となく、600%以上の超塑性加工を行うことができる
という優れた効果を有するものである。
合金の製造方法は上記の構成を有しているから、微細粒
組織が得られ、適切な温度においてくびれが発生するこ
となく、600%以上の超塑性加工を行うことができる
という優れた効果を有するものである。
Claims (2)
- (1)Zn3〜8wt%、Mg0.5〜3wt%を含有
し、さらに、 Cu3wt%以下、Mn0.05〜2.0wt%、Cr
0.05〜2.0wt%、Zr0.05〜0.5wt%
、V0.05〜0.5wt%、Ti0.15wt%以下
の中から選んだ1種または2種以上 を含有し、残部Alおよび不純物からなるアルミニウム
合金鋳塊を、300〜550℃の温度において6〜48
時間の均質化熱処理後、300〜550℃の温度で熱間
加工後、350〜550℃の温度において1段階あるい
は2段階の加熱保持を行い、30℃/Hr以上の冷却速
度で冷却してから、少なくとも30%以上の冷間加工を
行った後、300〜400℃の温度において20〜40
%の熱間加工を行うことを特徴とする超塑性アルミニウ
ム合金の製造方法。 - (2)Zn3〜8wt%、Mg0.5〜3wt%を含有
し、さらに、 Cu3wt%以下、Mn0.05〜2.0wt%、Cr
0.05〜2.0wt%、Zr0.05〜0.5wt%
、V0.05〜0.5wt%、Ti0.15wt%以下
の中から選んだ1種または2種以上 を含有し、残部Alおよび不純物からなるアルミニウム
合金鋳塊を、300〜550℃の温度において6〜48
時間の均質化熱処理後、300〜550℃の温度で熱間
加工後、350〜550℃の温度において1段階あるい
は2段階の加熱保持を行い、30℃/Hr以上の冷却速
度で冷却してから、20〜60%の冷間加工とこれに続
く300℃以下の低温軟化焼鈍とを1回以上行った後、
300〜400℃の温度において20〜40%の熱間加
工を行うことを特徴とする超塑性アルミニウム合金の製
造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61162993A JPS6318042A (ja) | 1986-07-11 | 1986-07-11 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61162993A JPS6318042A (ja) | 1986-07-11 | 1986-07-11 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6318042A true JPS6318042A (ja) | 1988-01-25 |
Family
ID=15765165
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61162993A Pending JPS6318042A (ja) | 1986-07-11 | 1986-07-11 | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6318042A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2012192453A (ja) * | 2005-10-28 | 2012-10-11 | Novelis Inc | 鋳造金属の均質化および熱処理 |
JP2022532347A (ja) * | 2019-06-03 | 2022-07-14 | ノベリス・インコーポレイテッド | 超高強度アルミニウム合金製品及びその作製方法 |
-
1986
- 1986-07-11 JP JP61162993A patent/JPS6318042A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2012192453A (ja) * | 2005-10-28 | 2012-10-11 | Novelis Inc | 鋳造金属の均質化および熱処理 |
US9073115B2 (en) | 2005-10-28 | 2015-07-07 | Novelis Inc. | Homogenization and heat-treatment of cast metals |
US9802245B2 (en) | 2005-10-28 | 2017-10-31 | Novelis Inc. | Homogenization and heat-treatment of cast metals |
JP2022532347A (ja) * | 2019-06-03 | 2022-07-14 | ノベリス・インコーポレイテッド | 超高強度アルミニウム合金製品及びその作製方法 |
US11746400B2 (en) | 2019-06-03 | 2023-09-05 | Novelis Inc. | Ultra-high strength aluminum alloy products and methods of making the same |
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